Mecanismos de Formação de Porosidades

A formação de poros em uma solda é um processo de nucleação e crescimento. Pesquisadores citam que a nucleação

dos poros ocorre tanto homogeneamente como

heterogeneamente no metal líquido supersaturado com gás. A barreira de energética que precisa ser vencida para a formação de porosidade é determinada pelas tensões de superfície nas interfaces sólido/líquido, gás/sólido e gás/líquido, e pelo grau de saturação de gás no líquido. (HUANG et al., 2012; LEE e HUNT, 1997; RAMIREZ et al., 1994).

A energia necessária para que a nucleação homogênea é a soma da variação da energia livre associado ao volume e a variação da energia associada à superfície. A soma dessas duas componentes de energia conduz a uma curva resultante que passa por um valor máximo, _{∆𝐸ℎ𝑜𝑚}, que pode ser entendido como a energia de ativação que precisa ser alcançada para formar um núcleo estável de raio crítico rc. Assim, a Eq. 1

mostra esta variação de energia necessária para formar um núcleo de raio crítico (KOU, 2003; GARCIA, 2001;

LANCASTER, 1993; CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978; CHALMERS, 1964). ∆𝐸ℎ𝑜𝑚 =16𝜋𝜎𝑆𝐺 3 _𝑇 𝑓2 3(𝐿∆𝑇)2 (eq. 1)

Onde: σSG é a energia superficial sólido/gás, L é o calor latente,

∆𝑇 é o grau de super-resfriamento e 𝑇𝑓 é a temperatura de

fusão.

Na parte posterior da poça de fusão (Região III, Figura 7), a queda de temperatura do metal líquido e a rejeição de parte dos solutos dissolvidos no metal de solda durante a sua solidificação cria condições para que estes fiquem supersaturados (isto é, seus teores atingem valores acima de seus limites de solubilidade). Como resultado, os elementos gasosos dissolvidos na poça tendem a escapar da poça de fusão. Este processo ocorre pela formação ou nucleação de bolhas de gás no metal líquido.

Considerando que o núcleo da bolha de gás surge na forma de uma calota esférica sobre a frente de solidificação, conforme o esquema da Figura 9, a estabilidade do núcleo exige o equilíbrio mecânico das tensões superficiais no ponto de junção entre as três superfícies em contato, ou seja:

σ𝑆𝐿− 𝜎𝑆𝐺 = 𝜎𝐿𝐺. 𝑐𝑜𝑠𝜃 (eq. 2)

onde: σLG é a energia superficial líquido/gás; σSG é a energia

superficial sólido/gás; σSL é a energia superficial sólido/líquido

e θ é o ângulo de molhamento que traduz a afinidade físico/química entre o embrião e o substrato.

Figura 9 - Calota esférica de gás formada sobre a frente de solidificação na nucleação heterogênea.

Fonte: WEI et al., 2003.

Assim como a variação crítica da energia livre para a nucleação heterogênea é dada pela Eq. 4 (KOU, 2003; GARCIA, 2001; LANCASTER, 1993; CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978; CHALMERS, 1964). ∆𝐸ℎ𝑒𝑡=16𝜋𝜎𝑆𝐺 3 _𝑇 𝑓2 3(𝐿∆𝑇)2 . [ 1 4 .(2 − 3𝑐𝑜𝑠𝜃 + 𝑐𝑜𝑠3𝜃)] (eq. 3) Esta equação difere da obtida para a nucleação homogênea apenas pelo fator:

𝑓(𝜃) =_{4(2 − 3𝑐𝑜𝑠𝜃 + 𝑐𝑜𝑠}1 _{3𝜃) (eq. 4)} Assim, a razão entre a barreira energética homogênea (_{∆𝐸ℎ𝑜𝑚) e heterogênea (∆𝐸ℎ𝑒𝑡) para a nucleação do poro, em} função do fator de forma que está relacionado com o ângulo de molhamento, é exibida na Eq.5, clássica da metalurgia (KOU, 2003; GARCIA, 2001; LANCASTER, 1993; CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978; CHALMERS, 1964).

∆𝐸ℎ𝑒𝑡

∆𝐸ℎ𝑜𝑚

=

(2+3 cos 𝜃−cos3𝜃)

No caso do molhamento do gás na superfície sólida (θ < π/2), a energia necessária para nucleação heterogênea do poro é somente um pouco menor do que para a nucleação homogênea. No caso de pouco molhamento (π/2 < θ < π) a razão entre as energias decresce e a nucleação heterogênea torna-se favorável. À medida que a molhabilidade vai diminuindo e, consequentemente, θ vai aumentando, a nucleação heterogênea vai se tornando um processo energicamente cada vez mais favorável. Pode-se observar mais claramente esta relação entre o fator de forma e o ângulo de molhamento na Figura 10. Pode- se observar que a nucleação de bolhas de gás é justamente o oposto que ocorre na nucleação do sólido no seio liquido em relação ao molhamento (LEE e HUNT, 1997; KURZ e STEFANESCU, 1993; LANCASTER, 1993; CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978).

Figura 10 - Energia para nucleação em relação ao ângulo de contato.

Na interface sólido-líquido há uma boa molhabilidade do metal de solda solidificado pelo metal líquido. Adicionalmente por causa da redistribuição do soluto e da supersaturação local, o líquido adjacente ao avanço da interface sólido/líquido é enriquecido de elementos gasosos. Estes dois fatores aumentam a probabilidade que a interface sólido/líquido e o líquido imediatamente a frente da interface irão atuar como locais preferenciais para a nucleação homogênea e heterogênea de poros. Por outro lado, é mais provável que a nucleação heterogênea ocorra na poça de fusão, onde a interface sólido/liquido fornece locais com baixa barreira energética para nucleação. Além disto, para nucleação homogênea de uma bolha no metal líquido, este precisa estar supersaturado do gás (Si > Sn) de, pelo menos, 2kγ/r, onde Sn é

a solubilidade de um gás diatômico no metal líquido, Si é a

concentração de gás dissolvido necessário para a formação do núcleo, σLG é a tensão superficial da interface líquido-gás, e k é

uma constante que depende do sistema gás-metal considerado e da temperatura e r é o raio do núcleo. Como r tende a ser muito pequeno no ínicio da nucleação, a supersaturação necessária pode ser muito grande, indicando a dificuldade da nucleação homogênea do gás no metal líquido. Contudo, a presença na poça de fusão de diversas heterogeneidades, como inclusões, facilita a formação da bolha de gás, por nucleação heterogênea, sem a necessidade de uma supersaturação tão elevada. Uma das condições para o surgimento de porosidade é a presença de supersaturação total ou localizada de gás na poça de fusão. Nestes casos onde a poça de fusão não está inteiramente supersaturada, a supersaturação localizada pode ocorrer. (HUANG et al., 2012; LEE e HUNT, 1997; RAMIREZ et al., 1994).

Na parte posterior da poça de fusão (Região III, Figura 7) ocorrem condições que favorecem tanto a supersaturação de algum gás dissolvido no metal líquido como a presença de inclusões e outras heterogeneidades. Inclusões, precipitados,

cavidades de contração e pontos da frente de solidificação, existentes no líquido próximo da interface com o sólido, podem agir como sítios para facilitar a nucleação de bolhas de gás. Nesta região, a temperatura cai rapidamente de valores próximos à temperatura de ebulição do metal líquido, na região da poça sob o arco, até a sua temperatura de solidificação, na interface sólido-líquido. Esta queda de temperatura reduz fortemente a solubilidade dos gases dissolvidos na poça de fusão. Além disto, o metal líquido é adicionalmente enriquecido por solutos que são rejeitados pelo metal sendo solidificado devido à brusca queda da solubilidade que ocorre com a redução da temperatura (Figura 8). Desta forma, os gases, que foram absorvidos intensamente nas Regiões I e II, podem se tornar supersaturados na Região III (HUANG et al., 2012; LEE e HUNT, 1997; RAMIREZ et al., 1994).

Depois da nucleação as bolhas de gás podem seguir vários caminhos. Eles podem se deslocar, coletando gases no processo, e escapar do líquido para a superfície livre. Se localizados na interface sólido-líquido, os poros também podem se mover com a interface, crescendo com o tempo e se aprisionando no decorrer do curso. Neste caso, os poros podem tanto crescer continuamente como um vazio alongado ou podem rapidamente ser cobertos pela interface e tornar-se aprisionados como porosidade fina na forma de bolha. Para altas taxas de solidificação, o qual levam a formação de células e dendritas, a captura em não-equilibrio poderá ocorrer devido à formação de canais intercelulares e interdendriticos cheios de metal líquido. Este fenômeno é conhecido como rechupe ou porosidade interdentritica e é ocasionado pela contração do metal líquido dentro do seio sólido. É mais comum na soldagem de metais puros ou ligas binárias simples de cobre e níquel do que em aços (RAMIREZ et al., 1994).

De acordo com o grau de saturação da poça de fusão, a nucleação pode ocorrer na interface sólido/líquido ou no seio líquido adjacente a interface inclusão-líquido, conforme ilustra

a Figura 11a. Portanto, há dois diferentes sumidouros para os átomos de gás acumulados a frente da interface de solidificação. Os átomos podem difundir tanto para o seio líquido quanto para um gás existente, promovendo o crescimento destes poros. Estes dois sumidouros claramente competem quando há somente uma única fonte existente. Entretanto, os poros formados na interface sólido/líquido podem ser também capturados pela frente de solidificação ou escapar para a poça de fusão, como mostrado na Figura 11b. O desprendimento da bolha é influenciado por vários fatores, tanto do poro como do metal liquido, como a sua velocidade de crescimento, a sua facilidade de se soltar do substrato, a velocidade e a morfologia da frente de solidificação, a composição química do metal líquido, tamanho do poro, quantidade de tensão superficial, viscosidade do metal líquido, densidade de condutividade térmica, entre outros fatores. O estágio 3a da Figura 11 representa a captura de poros em equilíbrio. Finalmente, se uma frente de solidificação instável se desenvolve a captura de poros em não-equilibrio prevalece devido à formação de canais celulares ou dendriticos preenchidos com metal líquido, como mostrado na Figura 11c. Mais comum na soldagem de metais puros ou ligas binárias simples (HUANG et al., 2012; WEI et al., 2000, 2003, 2004, 2012; LEE e HUNT, 1997; RAMIREZ et al., 1994).

Figura 11 - Formação de porosidades em soldas metálicas.

Fonte: RAMIREZ et al., 1994.

2.3.4 Relação entre Porosidade e Parâmetros de Soldagem Vários são os meios de reduzir a porosidade em juntas soldadas. A grande maioria ataca principalmente no que diz respeito a preparação da junta. Existem também os métodos metalúrgicos, que buscam reduzir a porosidade através dos parâmetros de soldagem, os quais influenciam no modo de solidificação da poça de fusão.

A razão G/R, conhecida como parâmetro de solidificação e que esta relacionada com o super-resfriamento constitucional, determina o modo de solidificação (planar ou não planar). Se ela for maior ou igual à razão entre intervalo de solidificação da liga e seu coeficiente de difusão do soluto no líquido (propriedades da liga), a interface planar é estável. Para uma melhor abortagem sobre o super-resfriamento constitucional e o parâmetro de solidificação, o leitor deve buscar a vasta literatura disponível na área metalurgica (KOU, 2003; GARCIA, 2001; LEE et al., 2000; CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978).

Savage e colaboradores através de diversos estudos

(1965, 1976, 1979, 1980) demonstraram uma

proporcionalidade entre o parâmetro de solidificação _{𝐺 𝑅⁄} 1/2_e

a velocidade de soldagem, resultando na equação 6, que mostra o parâmetro de solidificação adiante de linha central do arco elétrico atrás da fonte de calor:

|_𝑅𝐺_1/2| = 2𝜋𝜅(𝑇 − 𝑇_𝑄𝑣1/2 0)2 ∝ 1

𝑣12 (eq. 6)

Onde:

G = gradiente de temperatura na interface; R = taxa de solidificação; T0= temperatura inicial da peça; Q = calor

efetivo do arco (Q = ῃ.P.I); κ =condutividade térmica; v = velocidade de soldagem; ῃ = eficiência do arco; P = potência do arco elétrico; I = corrente elétrica.

Com a mesma entrada de calor, Q, o parâmetro de solidificação varia somente com o inverso da raiz quadrada da velocidade de soldagem. Consequentemente, a variação do modo de solidificação pode ser alcançada variando a velocidade de soldagem.

Juntamente com o parâmetro de solidificação, a composição química da liga também tem efeito no modo de solidificação na soldagem de metais. A Figura 13, baseada em

observações experimentais, relaciona G, R e a composição da liga com as estruturas desenvolvidas. A liga que possui maior concentração de soluto, para mesma razão G/√R, possui maior a tendência do material ao crescimento celular e dendrítico. O mesmo comportamento ocorre quando se diminui a razão G/√R, para mesma composição da liga (KURZ e STEFANESCU, 1993; WANG e BECKERMANN, 1993). Figura 12 - Correlação esquemática de quantidade de soluto e parâmetro de solidificação.

Fonte: KURZ e STEFANESCU, 1993.

É de conhecimento generalizado, tanto na literatura (GHOSH et al., 2011; SRIVASTAVA et al., 2010; KOU, 2003;

AWS, 2000; LINCOLN, 2000; PARMAR, 1992;

HOULDCROFT, 1989) quanto na prática de soldagem, que os principais parâmetros de soldagem são a tensão do arco, a corrente e a velocidade de soldagem. Além destes tem-se também o aporte térmico que é a combinação simultânea dos

fatores anteriormente citados, tendo efeito diferente daquele apresentado individualmente por cada fator.

O aporte térmico, (energia nominal de soldagem) afeta diretamente a porosidade no cordão de solda e representa a energia (calor) fornecida pelo arco por comprimento do cordão de solda. Sua grandeza, é representada pela equação 7 (GHOSH et al., 2011b; SRIVASTAVA et al., 2010; NOWACKI e RYBICKI, 2005; LINCOLN, 2000; PARMAR, 1992)

𝐽 =𝑉. 𝐼. 60_{𝑣 (𝑚𝑚) (𝑒𝑞. 7)}𝐽 Onde:

J = aporte térmico (J/mm); V = tensão do arco elétrico (V); I = corrente de soldagem (A);

𝑣 = Velocidade de soldagem (mm/min).

Devido à nem todo calor gerado pelo aporte térmico ser absorvido na chapa, faz-se correções para as ineficiências, como segue: 75 - 80% para soldagem manual; 90 – 100% para soldagem por arco submerso (DUPONT e MARDER, 1995; LINCOLN, 2000).

O aporte térmico é uma característica importante porque, como o preaquecimento e a temperatura de interpasse, ele influencia na taxa de resfriamento, o qual pode afetar as propriedades mecânicas e a estrutura metalúrgica da solda e da ZTA. A Figura 13 nos mostra um desenho esquemático da influencia do aporte térmico na taxa de resfriamento.

Figura 13 - Influencia do aporte térmico na taxa de resfriamento.

Fonte: Funderburk, 1999.

A área da seção transversal da solda é geralmente proporcional à quantia de aporte térmico utilizado. Isto intuitivamente faz sentido, porque quanto mais energia é fornecida ao arco, mais metal de adição e metal base será fundido por unidade de comprimento, resultado em um cordão de solda mais largo. Se uma solda for realizada com alta velocidade de soldagem e outra com baixa velocidade de soldagem, mantendo a corrente e a tensão a mesma nos dois casos, então a solda será mais larga na baixa velocidade de soldagem do que na mais rápida (FUNDERBURK, 1999). A equação 8, que segue abaixo, é uma aproximação do tamanho do filete de solda baseado no aporte térmico (MILLER e FUNDERBURK, 1998).

ω = √_{500 (𝑒𝑞. 8)}𝐽 onde:

ω = tamanho do filete de solda (mm) ; J = aporte térmico (kJ/mm).

Entretanto, uma relação precisa e o tamanho do filete de solda também dependem de outras variáveis, como o processo e a polaridade utilizados.

Variando o aporte térmico, normalmente irá afetar as propriedades do material. A Tabela 1 apresenta as mudanças decorrentes do aumento de aporte térmico em algumas propriedades mecânicas do aço ASTM SA516.

Tabela 1 - Influência do aporte térmico nas propriedades mecânicas. Propriedade Mudança Tensão de escoamento ↓30% Tensão de ruptura ↓10% Percentual de alongamento ↑10% Dureza ↓10% Tenacidade ao entalhe (Charpy V) ↓10%, para 0,6 kJ/mm< J < 1,97 ↓50%, para 1,97 kJ/mm< J < 4,35

Fonte: produção do próprio autor.

Além da tenacidade ao entalhe, todas as propriedades mecânicas apresentam uma relação linear com o aporte térmico, por isso as propriedades mecânicas somente aumento ou diminuem com o aumento do aporte térmico. Tenacidade ao entalhe, entretanto, aumenta ligeiramente e então cai significativamente quando o aporte térmico aumenta. A mudança na tenacidade ao entalhe não é unicamente vinculado ao aporte térmico, mas é também significantemente influenciado pelo tamanho do cordão de solda. Um aumento do tamanho do cordão, o qual corresponde a um alto do aporte térmico faz com que a tenacidade ao impacto reduza. Em soldagem multipasse, a porção do cordão que foi previamente soldada é refinada, e a tenacidade aumentada, assim como o

calor de cada passagem tempera o metal soldado abaixo dele. Se o cordão é pequeno, mais refinamento de grão ocorre, resultando em uma melhor tenacidade ao impacto.

Quanto maior o aporte térmico, maior será o tempo disponível para os gases escaparem para a atmosfera sem serem capturados pela frente de solidificação. Pela equação 7, verifica-se que uma redução na velocidade de soldagem, com um aumento da tensão e corrente do arco, leva a um acréscimo do aporte térmico, favorecendo o escape dos gases. (JAISWAL, 2013; SRIVASTAVA et al., 2010; NOWACKI et al., 2005; VIANO et al, 2004).

Alguns autores acreditam que há interação entre os parâmetros de soldagem, através da grandeza física chamada de aporte térmico, produzindo resultados diferentes daqueles apresentados por cada parâmetro de soldagem individualmente. (SRIVASTAVA et al., 2010; NOWACKI e RYBICKI, 2005; VIANO et al, 2004). Com isso torna-se complexo o estudo do efeito de cada parâmetro de soldagem na formação de porosidades sem o uso de alguma ferramenta que nos conduza a observar padrões e direcione para a formação de um modelo baseado em testes empíricos. A utilização do DOE vem suprir esta lacuna para que se possam obter resultados confiáveis para este processo em especifico com um material específico.

A porosidade é afetada por estes parâmetros de diversas maneiras as quais foram estudadas e serão discutidas nos resultados desta dissertação.